JPWO2014142302A1 - 時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 - Google Patents

時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｓｎ：０．０１０〜０．５０％を含有し、さらにＴｉ：０．６０％以下、Ｎｂ：０．６０％以下、Ｖ：０．６０％以下、Ｚｒ：０．６０％以下の内１種または２種以上を下記（１）式を満足するように含有し、歪７．５％の予歪付与引張変形後の応力σ１（Ｎ／ｍｍ２）と、前記引張変形後に２００℃において３０分の熱処理を施して再び引っ張ったときの上降伏応力σ２（Ｎ／ｍｍ２）との差が８以下であることを特徴とする。（Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）≧１．０ ・・・ （１）

Description

本発明は、時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法に関するものである。特に、本発明は、一般的にフェライト系ステンレス鋼のようにＣｒを多く含有する鋼板において、時効熱処理による強度増加を抑制できるフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法に関する。
本願は、２０１３年３月１４日に、日本に出願された特願２０１３−５２４２３号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
フェライト系ステンレス鋼は優れた耐食性を有するため、厨房等多くの用途に用いられている。ステンレス鋼の場合、鋼中のＣやＮの存在状態と耐食性が密接に関連する。すなわち鋼中にＣやＮが固溶状態で存在すると、熱処理時あるいは溶接後の冷却過程においてＣｒ炭窒化物を生成して、その周囲にＣｒ欠乏層を作って耐食性が劣化する、いわゆる「鋭敏化」が生じる場合がある。このような鋭敏化を抑制するため、ステンレス鋼の製造においてはＣ，Ｎを極力低減し、且つＣｒよりも炭窒化物生成能の強い元素（Ｎｂ，Ｔｉ等）を添加して粒内における固溶Ｃ及び固溶Ｎを低減する対策が取られている。このようにフェライト系ステンレス鋼においては固溶Ｃ及び固溶Ｎを極力減少させた鋼板を製造している。
一方、粒内の固溶Ｃ、Ｎ量が残存している場合、時効後の材質に影響を与えることが知られている。低炭素鋼においては歪付与後に低温で熱処理を施すことで材料強度が増加する焼付硬化現象（ＢＨ；Ｂａｋｅ Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ）が生じる場合がある。ＢＨは、粒内に残存する固溶Ｃ（Ｎ）が歪付与時に導入された転位に固着することで、その後の転位移動の障害となるために変形に必要な応力が増加する、つまり材料強度が増加することにより生じると考えられている。粒内Ｃ量とＢＨによる応力増加量（焼付硬化量、ＢＨ量）△σとの間には良い相関があることが知られており、固溶Ｃ量の調整によってＢＨ量を制御する技術が開発されている（非特許文献１参照）。
Ｃｒを含有する鋼種のＢＨについては、非特許文献２のような知見がある。非特許文献２では、Ｃ及びＮを炭窒化物として固定するのに十分なＴｉを含有した鋼種（１８Ｃｒ−０．１９７Ｔｉ−０．００２８Ｃ−０．００５４Ｎ鋼）において、７．５％引張後、２００℃で３０分の時効を施した後の時効指数は１０ＭＰａ超と大きいことが示されている。この結果は、ステンレス鋼においてはＣとＮを析出物として固定するのに十分なＴｉを添加した場合でも固溶Ｃ又はＮが存在していることを示している。
上述したように、フェライト系ステンレス薄鋼板の鋭敏化対策として、Ｃ、Ｎを極力低減し、且つＣｒよりも炭窒化物生成能の強い元素（Ｎｂ，Ｔｉ等）を添加して粒内における固溶Ｃ及び固溶Ｎを低減させる方法を採用している。しかしながら、非特許文献２に示されているように、十分なＴｉを添加した場合でも固溶Ｃ又はＮが残存する場合もある。
ここで、このようなフェライト系ステンレス薄鋼板は、冷間圧延、焼鈍の後スキンパス圧延を施す場合が多い。このような鋼板は気温が比較的高温（〜５０℃程度）となる環境に長期間保持した後に加工すると、降伏点が生じて皺状の模様（ストレッチャーストレイン）が発生し、問題となる場合がある。ストレッチャーストレインとは、加工前（歪み付与前）に既に一部の転位が固溶Ｃまたは固溶Ｎにより固着され（常温時効）、加工時に降伏点伸びによって発生する表面欠陥であり、製品特性を著しく劣化させる問題がある。そしてストレッチャーストレインは外観の美麗さを損ない、これを消すための研磨が必要となるため、ストレッチャーストレインを抑制することは重要な課題である。
つまり、ＴｉやＮｂ等の炭窒化物生成元素を添加した高純度フェライト系ステンレス薄鋼板においても固溶Ｃ又は固溶Ｎが残存し、ストレッチャーストレインが発生することがあるため、冷延後の薄鋼板の保管方法等を厳格にすることで対処していた。
一方、Ｓｎを添加したフェライト系ステンレス鋼において熱処理条件を詳細に規定することで種々の特性を高める手法として特許文献１〜３が知られている。
特許文献１では仕上げ焼鈍条件を工夫することにより耐食性と加工性を兼ね備えた鋼板を得る方法が示されている。特許文献２では仕上げ焼鈍時の露点、雰囲気を制御することにより耐銹性に優れた鋼板を得る方法が開示されている。特許文献３では熱延板焼鈍及びその後の冷却条件を規定することで耐酸化性と高温強度に優れた鋼板を得る手法を提示している。
特開２００９−１７４０３６号公報 特開２０１０−１５９４８７号公報 特開２０１２−１７２１６１号公報
岡本篤樹、武内孝一：「住友金属」ｖｏｌ．４１，Ｎｏ．２（１９８９）ｐ１９５−２０６ 「高純度Fe-Cr合金の諸性質」（日本鉄鋼協会 特基研究会 高純度Ｆｅ−Ｃｒ合金研究部会編（１９９５）ｐ５４−５９）
上述してきたような背景技術の知見、ならびに特許文献１〜３では、フェライト系ステンレス鋼板のストレッチャーストレインを抑制することは困難であり、それを示唆する技術も記載されていない。
そこで、本発明は、鋼の成分系及び製造方法の各条件を制御することにより、高温で長期間保持した際に生じるストレッチャーストレインを抑制することが可能な時効熱処理後の強度増加が小さいステンレス鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは上記課題を解決するために、時効後のストレッチャーストレイン発生に及ぼす鋼成分の影響を調査した。その際、ストレッチャーストレインが発生する場合には降伏現象が明確に認められた。そこで最初に、時効後の強度（降伏強度）の上昇代、つまりＢＨ量をどの程度まで低減すればストレッチャーストレインが抑制できるかを調査した。
化学組成が１６Ｃｒ−Ｃ鋼においてＣ量を０．０００５％〜０．０２０％まで変化させた高純度フェライト系ステンレス鋼の１．０ｍｍ厚冷延板を作製し、最終焼鈍の熱処理温度及び時間を変更することで金属組織（固溶Ｃ量）を調整したサンプルを作製した。これらのサンプルより圧延方向に平行に引張試験片を採取し、歪７．５％の予歪付与引張変形後、２００℃にて３０分の熱処理（時効熱処理）を施して再び引っ張り、その際の降伏強度を測定した。また再引張後の試験片を用いてストレッチャーストレインが見えるかどうかを調査した。
その結果、歪７．５％の予歪付与引張変形後の応力σ１（Ｎ／ｍｍ２）と、当該引張変形後に２００℃において３０分の熱処理を施して再び引っ張ったときの上降伏応力σ２（Ｎ／ｍｍ２）の関係が、下記式（２）を満たす時にストレッチャーストレインが認められないことが判明した。
σ２−σ１≦８ ・・・ （２）
すなわち、時効熱処理後にストレッチャーストレインの発生を防ぐためには、上記の予歪を付与して、時効熱処理をした後のＢＨ量、すなわちσ２−σ１を８（Ｎ／ｍｍ２）以下になるようにすれば良いことが判明した。
次に、ＢＨ量を低減するための成分系（鋼組成）及び製造方法を検討した。一般的にＢＨ量は固溶Ｃ量に相関があり、固溶Ｃ量は炭化物生成元素（ＴｉやＮｂ）添加により低減できることが知られている。そこで１７Ｃｒ−０．００３Ｃ−０．００６Ｎ−０．１０Ｔｉ鋼（鋼Ａ）及び１７Ｃｒ−０．００３Ｃ−０．００６Ｎ−０．１９Ｎｂ鋼（鋼Ｂ）及びこれら鋼Ａ及び鋼ＢそれぞれにＳｎを０．２％添加した鋼種（それぞれ鋼Ｃ、鋼Ｄ）を用いて、製造プロセスを変えてＢＨ量の変化を調査した。
鋼Ａ〜Ｄを用いて、０．８ｍｍの冷延板をそれぞれ作製後、焼鈍温度を９００℃として仕上げ焼鈍し、前述と同様の方法でＢＨ量を測定した。製造プロセスとして２種類実施した。プロセス１は熱延後に熱延板焼鈍を実施したプロセスとし、プロセス２は熱延後に焼鈍を実施することなく冷延するプロセスとした。鋼種、製造プロセスとＢＨ量の関係を図１に示す。なお、図中の横軸に記載の「１」または「２」は、製造プロセスの「プロセス１」または「プロセス２」を示す。
鋼Ａ、鋼ＢについてはいずれのプロセスにおいてもＢＨ量は１０Ｎ／ｍｍ２と大きかった。一方、鋼Ｃ、鋼Ｄにおいては熱延板焼鈍を必須とするプロセス１でＢＨが８Ｎ／ｍｍ２未満に抑えることができた。
更に、鋼Ｃを用いてＢＨ量に及ぼす製造条件の影響を調査したところ、ＢＨ量は熱延時の仕上げ圧延条件とそれに引き続いて行う熱延板焼鈍条件に大きく依存することが判明した。
以上の本発明らの調査によって得られた知見に基づいてなされた本発明の要旨は、以下の通りである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０５０％未満、Ｓ：０．０１０％未満、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｓｎ：０．０１０〜０．５０％を含有し、さらにＴｉ：０．６０％以下、Ｎｂ：０．６０％以下、Ｖ：０．６０％以下、Ｚｒ：０．６０％以下の内１種または２種以上を下記（１）式を満足するように含有し、かつ残部が実質的に鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、歪７．５％の予歪付与引張変形後の応力σ１（Ｎ／ｍｍ２）と、前記引張変形後に２００℃において３０分の熱処理を施して再び引っ張ったときの上降伏応力σ２（Ｎ／ｍｍ２）が下記（２）式の関係を満足することを特徴とする時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板。
（Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）≧１．０ ・・・ （１）
σ２−σ１≦８ ・・・ （２）
なお、上記（１）式において各元素名は何れもその含有量（質量％）を表す。また、上記の式において鋼中に含有されない元素については、０を代入することとする。
（２） 質量％で、Ａｌ：０．００３〜１．０％を含有することを特徴とする上記（１）に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板。
（３） 質量％で、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜２．０％のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板。
（４） 質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｓｂ：０．００１〜０．５０％、Ｇａ：０．０００３〜０．１％、ＲＥＭ（希土類金属）：０．００２〜０．２％、及びＴａ：０．００５〜０．５０％、のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）乃至（３）の何れか一項に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板。
（５） 質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０５０％未満、Ｓ：０．０１０％未満、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｓｎ：０．０１０〜０．５０％を含有し、さらにＴｉ：０．６０％以下、Ｎｂ：０．６０％以下、Ｖ：０．６０％以下、Ｚｒ：０．６０％以下の内１種または２種以上を下記（３）式を満足するように含有し、かつ残部が実質的に鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有するフェライト系ステンレス鋼板を製造するに際し、
粗圧延に引き続いて行う複数パスよりなる仕上げ圧延において、前記仕上げ圧延の最終３パスの合計圧下率を４０％以上、かつ前記仕上げ圧延の最終パスの圧延温度を９５０℃以下とし、前記仕上げ圧延後５００℃以下で巻取り処理を行う熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程の後において、５００℃から７００℃の範囲の昇温速度を３℃／ｓ以上として８５０℃〜１１００℃に加熱した後、８５０℃から５５０℃の範囲の冷却速度を５０℃／ｓ以下とする熱処理を施す熱延板焼鈍工程とを備えることを特徴とする時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）≧１．０ ・・・ （３）
なお、上記（３）式において各元素名は何れもその含有量（質量％）を表す。また、上記の式において鋼中に含有されない元素については、０を代入することとする。
（６） 前記熱間圧延工程の前における前記鋼組成を有する鋼片の再加熱温度を、１１００℃以上とすることを特徴とする上記（５）に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（７） 前記鋼組成においてさらに、質量％で、Ａｌ：０．００３〜１．０％を添加することを特徴とする上記（５）または（６）に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（８） 前記鋼組成においてさらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜２．０％のうち１種または２種以上を添加することを特徴とする上記（５）乃至（７）の何れか一項に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（９） 前記鋼組成においてさらに、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｓｂ：０．００１〜０．５０％、Ｇａ：０．０００３〜０．１％、ＲＥＭ（希土類金属）：０．００２〜０．２％、及びＴａ：０．００５〜０．５０％、のうち１種または２種以上を添加することを特徴とする上記（５）乃至（８）の何れか一項に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
本発明によれば、鋼の成分系及び製造方法の各条件を制御することにより、高温で長期間保持した際に生じるストレッチャーストレインを効果的に抑制することが可能な、時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法を提供できる。
図１は鋼成分（Ａ：Ｔｉ系、Ｂ：Ｎｂ系、Ｃ：Ｔｉ−Ｓｎ系、Ｄ：Ｎｂ−Ｓｎ系）と熱延板焼鈍の有無（１：有、２：無）およびＢＨ量との関係を示すグラフである。
以下に本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法について述べる。
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、質量％でＣ：0.020％以下、Ｓｉ：0.01〜2.0％、Ｍｎ：2.0％以下、Ｐ：0.050％未満、Ｓ：0.010％未満、Ｃｒ：10.0〜25.0％、Ｎ：0.020％以下、Ｓｎ：0.010〜0.50％を含有し、さらにＴｉ：0.60％以下、Ｎｂ：0.60％以下、Ｖ：0.60％以下、Ｚｒ：0.60％以下の内１種または２種以上を下記（１）式を満足するように含有し、かつ残部が実質的に鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、歪７．５％の予歪付与引張変形後の応力σ１（Ｎ／ｍｍ２）と、歪７．５％の引張変形後に２００℃において３０分の熱処理を施して再び引っ張ったときの上降伏応力σ２（Ｎ／ｍｍ２）が下記（２）式の関係を満足することを特徴とする。
（Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）≧１．０ ・・・ （1）
σ２−σ１≦８ ・・・ （２）
なお、上記（１）式において各元素名は何れもその含有量（質量％）を表す。また、上記の式において鋼中に含有されない元素については、０を代入することとする。
以下にまず、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板の成分元素の限定理由と時効熱処理後の強度の限定理由を述べる。なお、組成についての％の表記は、特に断りがない場合は質量％を意味する。
＜Ｃ：０．０２０％以下＞
Ｃは、ストレッチャーストレインを招く元素であるため少ない方が好ましい。ただし、過度に低減することは製鋼段階でのコスト増加を招くため、その下限値は０．０００５％とすることが好ましい。なお、安定的な製造性の観点からは０．００１５％以上とすることがさらに好ましく、さらには０．００２５％以上であることが好ましい。またＣの添加量が多いとストレッチャーストレインが生じやすいばかりでなく、それを炭化物として固定するための元素の添加量が多くなり、原料コストが増加するため、上限を０．０２０％とする。なお、安定製造性の観点からは０．００８０％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．００６０％以下である。
＜Ｓｉ：０．０１〜２．０％＞
Ｓｉは、脱酸元素として活用される場合や、耐酸化性の向上のために積極的に添加される場合があるが、極低Ｓｉ化はコスト増加を招くためその下限を０．０１％とする。なお、これらの観点から、０．０５％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．１０％以上である。また多量の添加は材質硬質化を招き、製造時の靭性劣化を招くため上限を２．０％とする。なお、加工性、安定製造性の観点からは０．５０％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．３０％以下である。
＜Ｍｎ：２．０％以下＞
ＭｎもＳｉ同様脱酸元素として活用される場合があるが、極低Ｍｎ化はコスト増加を招くためその下限を０．０１％とすることが好ましい。なお、これらの観点から、０．０５％以上とすることがさらに好ましく、さらには０．１０％以上であることが好ましい。また多量の添加は材質硬質化、耐食性の劣化を招くため上限を２．０％とする。なお、加工性、安定製造性の観点からは０．５０％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．３０％以下である。
＜Ｐ：０．０５０％未満＞
Ｐは、原料から不純物元素として混入する場合があるが、その含有量は少ないほど良い。Ｐが大量に存在すると二次加工性の劣化を招くため上限を０．０５０％未満と制限する。なお、加工性劣化の抑制の観点から、０．０３５％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０３０％未満である。一方、Ｐ量の下限は特に決める必要はないが、過度の低減は原料及び製鋼コストの増大に繋がるため、この点からは０．００５％を下限とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
＜Ｓ：０．０１０％未満＞
Ｓは、耐食性を劣化させる元素であり、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０１０％未満と制限する。また含有量が低いほど耐食性は良好でありため、好ましくは０．００３０％未満である。更に好ましくは０．００１０％未満である。一方、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０００２％とすることが好ましく、０．０００５％以上がさらに好ましい。
＜Ｃｒ：１０．０〜２５．０％＞
Ｃｒは、耐食性を確保する上で極めて重要な元素であり、不動態被膜を形成して安定的な耐食性を得るには１０．０％以上が必要である。なお、耐食性及び安定製造性の観点から、１２．０％以上とすることが好ましく、１３．５％以上とすることがより好ましく、さらに好ましくは１５．５％以上である。
一方、多量の添加は製造時の靭性劣化を招くため、上限は２５．０％とする。なお、靭性を含めた安定製造性の観点からは２２．０％以下とすることが好ましく、１９．３％以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは１８．０％以下である。
＜Ｎ：０．０２０％以下＞
ＮもＣと同様にストレッチャーストレインを招く元素であるため少ない方が好ましい。
ただし、過度に低減することは製鋼段階でのコスト増加を招くため、その下限値は０．０００５％とすることが好ましい。なお、安定的な製造性の観点からは０．００１５％以上とすることがさらに好ましく、さらには０．００３０％以上であることが好ましい。またＮの添加量が多いとストレッチャーストレインが生じやすいばかりでなく、それを窒化物として固定するための元素の添加量が多くなり、原料コストが増加する。このため、上限を０．０２０％とする。なお、安定製造性の観点からは０．０１５％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
＜Ｓｎ：０．０１０〜０．５０％＞
Ｓｎは、本実施形態において重要な元素であり、時効後のＢＨ量を低減し、ストレッチャーストレインの発生を防ぐ効果を備える。この効果を発現するには０．０１０％以上の添加量が必要であるため、これを下限とする。なお、当該効果をより安定して確保するためには、０．０５％以上とすることが好ましく、０．０８％以上がより好ましい。また０．５０％の添加で上記ＢＨ低減効果は飽和するため、これを上限とする。なお、原料コスト、ＢＨ低減の安定性を考慮すると０．３０％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．２２％以下である。
＜Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒの内１種または２種以上＞
本実施形態において、これらの元素はＣ及びＮを析出物として固定するために必要な元素であり、下記（１）式を満足するように添加する。
（Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）≧１．０ ・・・ （１）
上記（１）式を満足しない場合は、Ｃ及びＮの析出物としての固定が不十分となる結果、固溶Ｃ及び固溶Ｎ量の残存量が多くなり、ＢＨ量が大きくなる。このため、この式を満足する必要がある。
またＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒそれぞれの元素の添加量の下限は０．０３％とすることが好ましく、これ以上で効果を発揮する。なお、当該効果をより安定的に享受するためには０．０８％以上を添加することがさらに好ましい。一方、上限は炭化物生成の観点ではＣ、Ｎ量によって決まる。ただし、これら元素の多量の添加は材量の硬質化を招いて加工性を劣化させる場合があるため、それぞれ上限を０．６０％とする。より好ましくは０．４５％以下である。
また、本実施形態では、上記元素に加えて、Ａｌ：０．００３〜１．０％を添加することが好ましい。
Ａｌは脱酸元素として用いられる場合があり、また耐酸化性を向上させることが知られているため、必要に応じて添加されてもよい。なお、脱酸に有効な量は０．００３％であり、これを下限とすることが好ましい。また添加量が１．０％を超える場合には強度増加が大きくなり、成形性が劣化するおそれがあるため、これを上限とすることが好ましい。なお、ある程度の脱酸効果を発揮し、成形性を大きく低下させないためのより好ましい範囲としては０．００５％〜０．１５％である。
また、本実施形態では、上記元素に加えて、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜２．０％のうち１種または２種以上を添加することが好ましい。
これらＮｉ，Ｃｕ及びＭｏは耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて添加されてもよい。いずれも０．０１％以上の添加で効果が発揮されるため、これをそれぞれの下限とすることが好ましい。また多量の添加は材質の硬化、延性の劣化を招くため、Ｎｉ、Ｃｕ及びＭｏのそれぞれについて２．０％を上限とすることが好ましい。なお、耐食性を発揮し、材質を確保する点から、より好ましい添加範囲はＮｉ，Ｃｕは０．０５〜０．６０％、Ｍｏは０．２０〜１．３０％である。さらに好ましくは、ＮｉとＣｕは、０．１０〜０．３０％、Ｍｏは０．３０〜０．６０％である。
また、本実施形態では、上記元素に加えて、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｓｂ：０．００１〜０．５０％、Ｇａ：０．０００３〜０．１％、ＲＥＭ（希土類金属）：０．００２〜０．２％、及びＴａ：０．００５〜０．５０％、のうち１種または２種以上を添加することが好ましい。
Ｂ，Ｍｇ及びＣａは二次加工性、耐リジング性を向上させる効果を持つ元素である。その効果は、Ｂ：０．０００３％、Ｍｇ：０．０００１％、Ｃａ：０．０００３％以上で発揮されるためこれを下限とすることが好ましい。一方、多量の低下は製造時の歩留まり低下をもたらす場合があるため、上限をＢ：０．００２５％、Ｍｇ及びＣａ：０．００３０％とすることが好ましい。なお、より好ましい添加範囲はＢ及びＣａ：０．０００３〜０．００１０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０００８％である。
Ｓｂは耐食性の向上に有効であり、必要に応じ０．５０％以下で添加してもよい。特に隙間腐食性の観点からＳｂの含有量の下限を０．００１％とする。下限は、製造性やコストの観点から０．０１％とすることが好ましい。上限は０．１％がコストの点から好ましい。
Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制のため、０．１％以下で添加してもよい。硫化物形成の観点から下限は０．０００３％とする。Ｇａの含有量は製造性やコストの観点から０．００１０％以上であることが好ましい。更に好ましくは０．００２０％以上である。
ＲＥＭ（希土類金属）は、耐酸化性や酸化皮膜の密着性向上に効果を発現する元素であり、このような効果を発現させるには下限を０．００２％以上含有されることが好ましい。効果は０．２％で飽和するため、この値をＲＥＭ（希土類金属）の含有量の上限値とする。なお、ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。ＲＥＭ（希土類金属）は単独で添加されてもよいし、混合物として０．００２〜０．２％の範囲で添加されてもよい。
Ｔａは高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を得るためにＴａを０．００５％以上で添加する。しかし、過度の添加は、常温延性の低下や靭性の低下を招くため、０．５０％を上限とする。高温強度と延性・靭性を両立させるためには、０．０５％以上、０．５０％以下が好ましい。
その他の成分について本発明では特に規定するものではないが、本発明においては、Ｈｆ、Ｂｉ等を必要に応じて、０．００１〜０．１％添加してもかまわない。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが好ましい。
以上、鋼組成（成分元素）とその限定理由について説明したが、本実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の上記した元素以外の残部は、実質的にＦｅ及び不可避不純物からなる。なお、本実施形態においては、不可避不純物をはじめ、本発明の作用効果を害さない元素を微量に添加することができる。
また上述の鋼組成を有するフェライト系ステンレス鋼板においては、歪７．５％の予歪付与引張変形後の応力σ1（Ｎ／ｍｍ２）と、当該引張変形後に２００℃において３０分の熱処理を施して再び引っ張ったときの上降伏応力σ２（Ｎ／ｍｍ２）との関係が下記（２）式の関係を満足することを特徴とする。ここで、σ１は歪７．５％の時の応力を示す。引張試験においては、変形過程において歪の増加と共に応力が逐次変化するが、σ１は歪が７．５％に到達した時の応力を示す。なお、この前記引張変形において引張試験片はＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１（ＩＳＯ ６８９２−１：２００９に対応する）のＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を用い、引張試験時の引張速度は１〜３ｍｍ／ｍｉｎの範囲とする。その他の条件はＪＩＳ Ｚ ２２４１に準ずることとする。
σ２−σ１≦８ ・・・ （２）
上記(２)式を満足しない場合には、成形（加工）時にストレッチャーストレインが発生するため、（２）式を満足させることが重要である。
上記（２）式を満足させることによってストレッチャーストレインが発生しない原因は定かではないが、上記鋼組成、特にＳｎを含有することにより、鋼内におけるＣの挙動が変化したためと考えられる。ＳｎはＣと化合物を作らず、むしろ反発の相互作用を示すことが知られている。またＣ，Ｓｎ共に粒界偏析傾向の強い元素であることが知られている。これらのことから考えると、Ｓｎが粒界に存在することでＣの析出が促進され、ストレッチャーストレインの要因となる固溶Ｃ量が減少した可能性があると考えられる。
次に、本実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は、上述してきた鋼組成、すなわち、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：２．０％、Ｐ：０．０５０％未満、Ｓ：０．０１０％未満、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｓｎ：０．０１０〜０．５０％を含有し、さらにＴｉ：０．６０％以下、Ｎｂ：０．６０％以下、Ｖ：０．６０％以下、Ｚｒ：０．６０％以下の内１種または２種以上を下記（３）式を満足するように含有し、かつ残部が実質的に鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有するフェライト系ステンレス鋼板を製造するに際し、粗圧延に引き続いて行う複数パスよりなる仕上げ圧延において、前記仕上げ圧延の最終３パスの合計圧下率を４０％以上、かつ前記仕上げ圧延の最終パスの圧延温度を９５０℃以下とし、前記仕上げ圧延後５００℃以下で巻取り処理を行う熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程の後において、５００℃から７００℃の範囲の昇温速度を３℃／ｓ以上として８５０℃〜１１００℃に加熱した後、８５０℃から５５０℃の範囲の冷却速度を５０℃／ｓ以下とする熱処理を施す熱延板焼鈍工程とを備えることを特徴とする。
（Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）≧１．０ ・・・ （３）
なお、上記（３）式において各元素名は何れもその含有量（質量％）を表す。また、上記の式において鋼中に含有されない元素については、０を代入することとする。
以下、各製造条件について詳細に述べる。
「熱間圧延工程において１１００℃以上に鋼片を加熱」
まず、上記鋼組成を有した鋼を製鋼し、その後鋳造し鋼片（スラブ）とする。
引き続き熱間圧延工程を行うが、本実施形態においては、熱間圧延工程前における前記鋼片の再加熱温度を１１００℃以上とすることが好ましい。再加熱温度が１１００℃未満であると熱間圧延における圧延荷重が増加し、圧延時にキズを発生する場合があるため、これを下限温度とすることが好ましい。一方、再加熱温度が高すぎると鋼片が軟質化して形状変化する可能性があるため、上限温度は１２５０℃とすることが好ましい。なお、圧延荷重、鋼片形状の観点から特に好ましい再加熱温度の範囲は１１５０℃〜１２００℃である。
「仕上げ圧延の最終３パスの合計圧下率を４０％以上とし、かつ仕上げ圧延最終段の圧延温度が９５０℃以下とする」
上記鋼片を再加熱した後は熱間圧延工程を行う。熱間圧延工程は粗圧延、複数のパス、詳細には３以上のパスよりなる仕上げ圧延及びその後の巻き取り工程とから概略構成される。本実施形態においては、この仕上げ圧延において、最終３パスの合計圧下率を４０％以上、かつ仕上げ圧延の最終パスの圧延温度を９５０℃以下とし、さらに仕上げ圧延後の巻き取り工程における巻き取り温度を５００℃以下で行うことが重要である。
これら各条件について説明する。
仕上げ圧延の圧下に関しては、最終３パスの合計圧下率（以下、単に合計圧下率ともいう。）が４０％以上となるようにする。本実施形態では圧下率を高く設定することで再結晶核を増加させ、再結晶粒径を細かくすることが重要である。このような限定理由については後述するが、圧下率を高めることで再結晶核を十分に確保するとともに後の焼鈍工程で再結晶粒径を細かくし、Ｓｎの粒界への偏析を促進させることができるため、結果、ＢＨ量を低減することができると考えられる。しかし、合計圧下率が４０％未満であると再結晶核を十分に確保することができず、その結果、ＢＨ量が高くなるため合計圧下率は４０％以上とする。なお、再結晶核を増加させる観点から、合計圧下率の好ましい下限は４５％である。また合計圧下率の上限は特に規定しないが、圧延時の荷重を考慮すると８０％とすることが好ましい。なお、最終３パスの合計圧下率Ｘは最終板厚ｔｆ（ｍｍ）と最終３パス前の板厚ｔｙ（ｍｍ）の関係から、下記（４）式で求める。
Ｘ＝１００×（１−ｔｆ／ｔｙ） （％） ・・・ （４）
最終３パスの合計圧下率を４０％以上と規定した理由を説明する。仕上げ圧延のうちの最終３パスは他のパスと比べて圧延温度が低く歪が蓄積されやすい。このため、最終３パスの合計圧下率はその後の焼鈍工程における再結晶化に大きく影響をし、それによりＢＨ量が大きく変動する。つまり、比較的圧延温度が低い最終３パスでは蓄積される歪み量が大きく、その結果、再結晶核を増加させることができる。そして、このように再結晶核を確保した状態で後工程の熱延板焼鈍による再結晶化を行うことで再結晶粒（再結晶組織）を微細化する（再結晶粒径を小さくする）ことができ、ＢＨ量の低減が可能となる。このように再結晶粒を微細化することでＢＨ量を低減できるメカニズムについては現在のところ不明ではあるが、次のように考えられる。すなわち、再結晶粒を微細化することで、粒界偏析元素であるＳｎの偏析サイトである結晶粒界の面積を増加させることでき、その結果Ｓｎの拡散距離が減少し粒界へのＳｎ偏析が促進される。このため、粒界へのＣの偏析が抑制されるとともに、Ｃの析出が促進されて固溶Ｃ量が減少し、その結果、ＢＨ量の増大を抑制することができると考えられる。
また本実施形態においては、上述したような再結晶核の確保の観点から、仕上げ圧延最終段の圧延温度を９５０℃以下とする。９５０℃超であると、ＢＨ量が高まり、ストレッチャーストレインが現れるためである。なお、仕上げ圧延のうち最終段（最終パス）の圧延温度の下限は圧延時のキズ発生防止の点から７８０℃とすることが好ましい。
「巻取り温度：５００℃以下」
また本実施形態においては、上述したような再結晶核の確保の観点から、巻取り温度も非常に重要な要件である。巻取り温度が５００℃超であると後工程の熱延板焼鈍時に再結晶粒（再結晶組織）が粗大化してしまい（再結晶粒径が過度に大きくなってしまい）ＢＨ量が増大するため、巻取り温度は５００℃以下とする。なお好ましくは４５０℃以下である。一方、巻取り温度が低すぎると巻取り時の温度制御が困難となるばかりか特殊な設備が必要となるため、巻取り温度の下限は２５０℃とすることが好ましい。
以上のように、本実施形態に係る熱間圧延工程においては、仕上げ圧延時の最終３パスの合計圧下率、仕上げ圧延温度、そして巻取り温度を規定することがＢＨ量を低減する上で必要である。
「熱延板焼鈍工程において、５００℃から７００℃の範囲の昇温速度を３℃／ｓ以上、加熱後の到達温度を８５０℃〜１１００℃、８５０℃から５５０℃の範囲の冷却速度を５０℃／ｓ以下とする」
上記熱間圧延工程の後において、５００℃から７００℃の範囲の昇温速度を３℃／ｓ以上として８５０℃〜１１００℃に加熱した後、８５０℃から５５０℃の範囲の冷却速度を５０℃／ｓ以下とする熱処理を施す熱延板焼鈍工程を行う。
熱延板焼鈍工程においてはまず、後述する到達温度まで加熱し昇温させていくが、本実施形態においては５００℃から７００℃の範囲の昇温速度を３℃／ｓ以上とする。３℃／ｓ未満の場合は後工程の熱延板焼鈍時に再結晶粒が粗大化してしまい十分なＢＨが得られない。昇温速度は、好ましくは５℃／ｓ以上であり、さらに好ましくは１０℃／ｓ以上である。２０℃／ｓ超でその効果は飽和するため、この値を昇温速度の上限値とすることが好ましい。
また、加熱後（昇温）の到達温度は仕上げ圧延にて確保した再結晶核を再結晶化させるために重要な要件であり、本実施形態では、当該到達温度を８５０℃〜１１００℃とする。到達温度が８５０℃未満であると再結晶が不十分であり、ＢＨ量の低減効果が不十分となることに加えて、冷延焼鈍板の加工性やリジング特性が劣化するため８５０℃以上まで昇温させることが重要である。なお、再結晶組織形成の観点から、到達温度を９００℃以上とすることが好ましい。また到達温度を１１００℃超とすると鋼板の結晶粒が粗大化し、製品板における成形性、表面特性(肌荒れ性)が劣化するため、到達温度は１１００℃以下とする。なお、結晶粒の粗大化の抑制の観点から到達温度を１０８０℃以下とすることが好ましい。
くわえて熱延板焼鈍後の冷却時の冷却速度は再結晶粒を微細化するために重要な要件であり、本実施形態では熱延板焼鈍後の冷却過程を、８５０℃から５５０℃の範囲の冷却速度を５０℃／ｓ以下となるよう制御する。冷却速度が５０℃／ｓ超であると再結晶粒の微細化が不十分となりＢＨ量が増大するため冷却速度は５０℃／ｓ以下とする。なお、再結晶粒の微細化の観点から好ましくは１５℃／ｓ以下である。一方、過度の冷却速度の低下は製造性を劣化させるため５℃／ｓ以上とすることが好ましい。また、微細な炭窒化物析出による靭性低下や酸洗性劣化を防ぐ理由から１０℃／ｓ超がより望ましい。
以上のようにして得られたフェライト系ステンレス熱延鋼板について、次に、冷間圧延、焼鈍（最終焼鈍）、また必要に応じてスキンパス圧延を施す。本実施形態では最終焼鈍温度によってその効果に差は認められないため特に限定しない。また、その昇温速度、冷却速度を変化させてもその効果は大きく変化しないため、ストレッチャーストレインの観点からは特に限定する必要はない。ただし、焼鈍によって再結晶組織を得ることが必要なため、８００℃以上の熱処理が必要と考えられる。焼鈍温度が高いと結晶粒が粗大化し、成形時の肌荒れを助長するため、その上限は１０５０℃とすることが好ましい。
また冷間圧延の条件については、用いるワークロールのロール粗度、ロール径、さらには圧延油、圧延パス回数、圧延速度、圧延温度、冷間圧延率によって上記効果に差は生じないため、これら条件については特に規定しない。
また本実施形態の上述してきたような効果は２回冷延法、３回冷延法でも発揮される。
また鋼中組織を制御しているため、最終焼鈍時の炉内雰囲気の影響も受けない。
以上のように、Ｓｎを含有する鋼組成（成分系）を有する鋼片において熱延条件、巻取り条件、熱延板焼鈍条件を組み合わせて規定することによってのみ、ＢＨ量が低く、ストレッチャーストレインを効果的に抑制することが可能な、時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板が得られる。
なお、上述してきたような製造方法の条件の制御で再結晶粒を微細化することによりＢＨ量が低減するメカニズムについては定かではないが、次のように考えられる。
ＢＨ量は固溶Ｃ量と相関があることが知られている。Ｃは粒界偏析する元素であるが、Ｓｎも粒界偏析元素である。本発明者らによれば、ＳｎはＣよりも優先的に粒界偏析する元素であると考えられているため、熱延板焼鈍後の冷却過程においてＣよりもＳｎが先に結晶粒界に偏析する。つまり、鋼中にＳｎを添加した場合には粒界に存在するＣが軽減することが考えられる。そして、Ｓｎが優先的に粒界に存在することで、粒界に偏析されなかったＣについては炭窒化物としての析出が促進されると考えられる。したがってＳｎの添加自体に固溶Ｃを減じる効果があると推察され、その結果、ＢＨ量を低減できると考えられる。
また本発明においては、仕上げ熱延を高圧下率かつ低温で、巻取り温度を低温で、熱延板焼鈍の昇温速度及び到達温度を高めにする必要がある。これらの条件はいずれも再結晶核を増加し、再結晶粒径を細かくする製造条件である。一般的にはＢＨ量は結晶粒径が細かいほど大きいが、本発明においては上述のような再結晶粒を細かくする（再結晶粒径を小さくする）ような製造条件が必須である。再結晶粒を細かくすることでＢＨ量を低減できる原因についても現在のところは不明であるが、Ｓｎの偏析サイトである結晶粒界面積を増加することでＳｎの拡散距離を減じてＳｎ偏析を促進し、結果固溶Ｃを低減できたためと考えられる。
以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。
表1、２の成分組成（質量％）を有する鋼を溶製した。なお、表１、２のＲＥＭ（希土類金属）は、Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄの混合物である。次に、得られた鋼塊より板厚９０ｍｍの鋼片に切断採取し、表３〜５に示す加熱温度まで再加熱した後、熱間圧延により板厚４．０ｍｍまで圧延した。なお、仕上げ圧延の最終３パスの合計圧下率をＸ（％）として、最終パスの圧延温度を仕上げ圧延温度（℃）として表３〜５に示す。
その後、表３〜５に示す巻取温度で巻き取った後、表３〜５に示すような種々の条件で熱延板焼鈍を行った。熱延板焼鈍後は酸洗し、板厚０．４〜２．０ｍｍとなるよう冷間圧延し冷延鋼板を得た。これを８００〜１０００℃の範囲内の温度で熱処理（冷延板焼鈍）してフェライト系ステンレス鋼板とした。
その後、ＢＨ測定、ストレッチャーストレイン判定、成形試験後の表面調査（肌荒れ有無）に供した。
ＢＨ測定は、ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を用いて前述のように歪７．５％の予歪付与引張変形後の応力σ１（Ｎ／ｍｍ２）と、歪７．５％の予歪付与引張変形後に２００℃において３０ｍｉｎの熱処理を施して再び引っ張ったときの上降伏応力σ２（Ｎ／ｍｍ２）の差より求めた。なお、Ｎ数は２として平均値を持って評価した。引張速度は３ｍｍ／ｍｉｎとした。
ストレッチャーストレインは、歪７．５％の予歪付与引張変形後、２００℃×３０分の前記熱処理を施した後の前記ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を歪１％変形した後の外観より評価した。
成形試験は、熱延板焼鈍後の熱延板において、Φ５０ｍｍの円筒ポンチを用いて絞り比２．０で成形試験した後の縦壁部の表面外観より肌荒れ有無を判断した。また熱延巻取り後の表面状態を目視観察し、焼きつき疵の発生有無を観察した。
本発明の範囲内である組成を有する鋼板、及び本発明による製造方法で得られた鋼板ではいずれもＢＨ量（σ２−σ１）が８（Ｎ／ｍｍ２）未満と小さく、ストレッチャーストレイン、肌荒れが認められなかった。
Figure 2014142302
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本発明によれば、フェライト系ステンレス鋼板を高温で長期間保持した際に生じるストレッチャーストレインを効果的に抑制することができる。したがって、薄鋼板保管方法等の厳密化を緩和しメンテナンスフリーとすることができるので、産業に大きく寄与することができる。

Claims (9)

  1. 質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０５０％未満、Ｓ：０．０１０％未満、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｓｎ：０．０１０〜０．５０％を含有し、さらにＴｉ：０．６０％以下、Ｎｂ：０．６０％以下、Ｖ：０．６０％以下、Ｚｒ：０．６０％以下の内１種または２種以上を下記（１）式を満足するように含有し、かつ残部が実質的に鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
    歪７．５％の予歪付与引張変形後の応力σ１（Ｎ／ｍｍ２）と、前記引張変形後に２００℃において３０分の熱処理を施して再び引っ張ったときの上降伏応力σ２（Ｎ／ｍｍ２）が下記（２）式の関係を満足することを特徴とする時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板。
    （Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）≧１．０ ・・・ （１）
    σ２−σ１≦８ ・・・ （２）
    なお、上記（１）式において各元素名は何れもその含有量（質量％）を表す。また、上記の式において鋼中に含有されない元素については、０を代入することとする。
  2. 質量％で、Ａｌ：０．００３〜１．０％を含有することを特徴とする請求項１に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板。
  3. 質量％で、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜２．０％のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板。
  4. 質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｓｂ：０．００１〜０．５０％、Ｇａ：０．０００３〜０．１％、ＲＥＭ（希土類金属）：０．００２〜０．２％、及びＴａ：０．００５〜０．５０％、のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至３の何れか一項に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板。
  5. 質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０５０％未満、Ｓ：０．０１０％未満、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｓｎ：０．０１０〜０．５０％を含有し、さらにＴｉ：０．６０％以下、Ｎｂ：０．６０％以下、Ｖ：０．６０％以下、Ｚｒ：０．６０％以下の内１種または２種以上を下記（３）式を満足するように含有し、かつ残部が実質的に鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有するフェライト系ステンレス鋼板を製造するに際し、
    粗圧延に引き続いて行う複数パスよりなる仕上げ圧延において、前記仕上げ圧延の最終３パスの合計圧下率を４０％以上、かつ前記仕上げ圧延の最終パスの圧延温度を９５０℃以下とし、前記仕上げ圧延後５００℃以下で巻取り処理を行う熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程の後において、５００℃から７００℃の範囲の昇温速度を３℃／ｓ以上として８５０℃〜１１００℃に加熱した後、８５０℃から５５０℃の範囲の冷却速度を５０℃／ｓ以下とする熱処理を施す熱延板焼鈍工程とを備えることを特徴とする時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
    （Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）≧１．０ ・・・ （３）
    なお、上記（３）式において各元素名は何れもその含有量（質量％）を表す。また、上記の式において鋼中に含有されない元素については、０を代入することとする。
  6. 前記熱間圧延工程の前における前記鋼組成を有する鋼片の再加熱温度を、１１００℃以上とすることを特徴とする請求項５に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
  7. 前記鋼組成においてさらに、質量％で、Ａｌ：０．００３〜１．０％を添加することを特徴とする請求項５または６に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
  8. 前記鋼組成においてさらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜２．０％のうち１種または２種以上を添加することを特徴とする請求項５乃至７の何れか一項に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
  9. 前記鋼組成においてさらに、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｓｂ：０．００１〜０．５０％、Ｇａ：０．０００３〜０．１％、ＲＥＭ（希土類金属）：０．００２〜０．２％、及びＴａ：０．００５〜０．５０％、のうち１種または２種以上を添加することを特徴とする請求項５乃至８の何れか一項に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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